王文盛，劉向宏，趙小花，郝 芳，張小航，張 海

(1.西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司 特種鈦合金材料制備技術(shù)國家地方聯(lián)合工程實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710018)(2.航空工業(yè)成都飛機(jī)設(shè)計(jì)研究所，四川 成都 610091)

0 引 言

TC4-DT鈦合金是我國“十五”期間研制的一種中強(qiáng)高損傷容限型鈦合金。通過純凈化熔煉、新型準(zhǔn)β熱處理(準(zhǔn)β鍛造)等創(chuàng)新工藝制造的該合金可滿足我國新一代飛機(jī)長壽命、高可靠性的設(shè)計(jì)需求。TC4-DT鈦合金也是我國從靜強(qiáng)度轉(zhuǎn)變?yōu)椤皳p傷容限”設(shè)計(jì)思想后開發(fā)的第一類鈦合金，并且實(shí)現(xiàn)了批量生產(chǎn)及應(yīng)用[1-3]。靜強(qiáng)度需要的“球狀組織”轉(zhuǎn)變到損傷容限需要的“片層組織”[4]，所涉及到的加工過程是全新的，對“球狀組織”的“加工-組織-性能”經(jīng)驗(yàn)不一定適用于“片層組織”。為此，利用共聚焦顯微鏡原位觀察了存在強(qiáng)織構(gòu)和正常組織2種組織的TC4-DT鈦合金，從室溫升溫至1 170 ℃過程中的相變和再結(jié)晶現(xiàn)象，以了解初始組織不同的TC4-DT鈦合金在由“球狀組織”轉(zhuǎn)變到“片層組織”過程中的差異。

1 實(shí) 驗(yàn)

同爐TC4-DT鈦合金鑄錠經(jīng)A、B兩種不同鍛造工藝加工成φ450 mm棒材。圖1為采用X射線衍射儀(XRD)得到的A、B工藝棒材的不完全極圖?？梢钥闯?，A工藝棒材具有很強(qiáng)的織構(gòu)，其(0002)面的最大極密度達(dá)到123.0，而B工藝棒材的組織正常，其(0002)面的最大極密度為20.87。

圖1 A、B 兩種工藝獲得的TC4-DT鈦合金棒材的不完全極圖Fig.1 Incomplete polar diagrams of TC4-DT titanium alloy by two different kinds of technics:(a)technic A;(b)technic B

從A工藝棒材上截取3組試樣，編號分別為1#、2#、3#，從B工藝棒材上截取2組試樣，編號分別為4#、5#。試樣尺寸均為φ5 mm×5 mm。對2#、4#試樣進(jìn)行1 000 ℃×30 min/AC熱處理。5組試樣均先進(jìn)行拋光，然后對1#、2#、4#試樣進(jìn)行化學(xué)浸蝕。

采用共聚焦顯微鏡對1#、3#、5#試樣進(jìn)行高溫金相觀察(原位)。試樣從室溫開始加熱，以約2 ℃/s的升溫速率升溫至900 ℃(Tβ-85 ℃)，然后將升溫速率降低至約0.8 ℃/s，從900 ℃升溫至950 ℃(Tβ-35 ℃)后保溫500 s，觀察球狀α相到β相的轉(zhuǎn)變過程；升溫至1 000 ℃(Tβ+15 ℃)，保溫500 s，觀察β晶粒的再結(jié)晶過程；繼續(xù)升溫至1 100 ℃和1 170 ℃，分別保溫100 s左右，觀察這2個溫度下β晶粒的再結(jié)晶過程。采用光學(xué)顯微鏡觀察2#、4#試樣R態(tài)和熱處理后的顯微組織(非原位)，觀察2#、4#試樣熱處理后的低倍組織。表1為不同編號的試樣表面處理方式及觀察方法。

表1試樣表面處理方式及觀察方法

Table 1 Surface treatment methods and observation methods of different specimens

2 結(jié)果與分析

2.1 試樣表面處理方式對原位觀察的影響

圖2為1#和3#試樣在500、950、1 100 ℃三個溫度點(diǎn)的原位觀察照片。由于1#試樣進(jìn)行了化學(xué)浸蝕，從室溫至950 ℃的整個加熱過程中均可觀察到明顯的α-β相組織，3#試樣在溫度升高至500 ℃時方能觀察到α-β相組織。高溫金相試驗(yàn)過程中組織的顯現(xiàn)是利用物理腐蝕的原理進(jìn)行的，即在高溫與真空條件下，試樣表面在各個區(qū)域內(nèi)以不同速度進(jìn)行選擇性蒸發(fā)，形成深淺不同的熱蝕溝來實(shí)現(xiàn)[5]。熱蝕組織并不是在所有溫度下均能顯現(xiàn)，只有在熱蝕溫度以上時才發(fā)生。

對比圖2b與圖2e可以看出，在950 ℃時，1#試樣相界處(球狀α相與β基體相、α′相與β基體相)的浸蝕程度比3#試樣更深。這是因?yàn)樵趦上嗷蚨嘞嗪辖鸬幕瘜W(xué)浸蝕過程中，相界也有晶界的性質(zhì)，相界溶解較快，在相與相界、相與相之間會出現(xiàn)凹陷，從而顯示出相或組織。對1#試樣的原位觀察可以得出，TC4-DT鈦合金化學(xué)浸蝕和熱蝕過程均是優(yōu)先在相界和晶界處開始，從而顯現(xiàn)出組織。

對比1#和3#試樣從950 ℃至1 100 ℃加熱過程的組織形貌變化，可以觀察到3#試樣的球狀α相逐漸消失，并且可以看到試樣表面的變形浮凸；而1#試樣仍然可觀察到“球狀α相”，主要原因是1#試樣經(jīng)過化學(xué)浸蝕，加上后續(xù)的熱蝕導(dǎo)致浸蝕過度，影響了組織觀察。因此，兩相鈦合金在進(jìn)行高溫金相原位觀察時，試樣表面僅需拋光處理，若采用化學(xué)浸蝕反而會影響原位觀察效果。

2.2 α→β相轉(zhuǎn)變過程的原位觀察

圖3為5#試樣從950 ℃升溫至1 000 ℃過程中的組織演變。當(dāng)TC4-DT鈦合金加熱到950 ℃時，可以看到清晰的球狀α相，含量在80%左右(見圖3a)；隨著保溫時間的延長，可以明顯的看到浮凸現(xiàn)象(見圖3b)。這種浮凸現(xiàn)象僅發(fā)生在與相變、滑移有關(guān)的過程中，與其它因素?zé)o關(guān)[6]。對于鈦合金，當(dāng)具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)的α-Ti與具有體心立方晶體結(jié)構(gòu)的β-Ti發(fā)生轉(zhuǎn)變時，伴隨著相變在試樣表面上產(chǎn)生了明顯的條紋狀變形浮凸。保溫時間延長至500 s，可以看到變形浮凸增加，并且部分球狀α相已經(jīng)模糊不清，但仍然能看到個別清晰的球狀α相(見圖3c)。在原位觀察中，可以從這些清晰的球狀α相判斷α→β相轉(zhuǎn)變的進(jìn)程。試樣繼續(xù)加熱至1 000 ℃并當(dāng)保溫時間到90 s時，觀察到α相轉(zhuǎn)變完成，變形浮凸也不再增加；當(dāng)保溫時間到500 s時就可以觀察到明顯的晶界以及再結(jié)晶過程中晶界的遷移現(xiàn)象(見圖3f)。

圖2 試樣表面化學(xué)浸蝕和拋光對原位觀察效果的影響Fig.2 Influence of surface chemical etching and polishing on in-situ observation for specimens：(a)1# 500 ℃；(b)1# 950 ℃；(c)1# 1 100 ℃；(d)3# 500 ℃；(e)3# 950 ℃；(f)3# 1 100 ℃

圖3 5#試樣從950 ℃升溫至1 000 ℃過程中的組織演變Fig.3 Microstructure evolution of 5# specimens during heating from 950 ℃ to 1 000 ℃：(a)950 ℃×0 s；(b)950 ℃×300 s；(c)950 ℃×500 s；(d)1 000 ℃×0 s；(e)1 000 ℃×90 s；(f)1 000 ℃×500 s

在本試驗(yàn)條件下，可以觀察到α→β相的轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間為950～1 000 ℃，原位觀察中判斷α→β相發(fā)生轉(zhuǎn)變的條件是觀察到變形浮凸，當(dāng)相變完成后變形浮凸不再增加，并且隨著溫度和時間的增長，變形浮凸也會慢慢消失。

2.3 強(qiáng)織構(gòu)對晶粒再結(jié)晶長大的影響

圖4為2#和4#試樣分別在R態(tài)和1 000 ℃×30 min/AC熱處理后的組織?？梢钥闯?，2#試樣和4#試樣R態(tài)組織無較大差異，均為等軸組織，但經(jīng)過熱處理后，4#試樣的低倍組織上可以看出明顯的晶粒(圖4b)，尺寸約0.2～1.5 mm，而2#試樣上觀察不到晶粒(圖4e)。使用光學(xué)顯微鏡觀察，4#試樣可以觀察到完整的晶粒和晶界(圖4c)，而2#試樣同樣沒有明顯晶界，僅能觀察到交織的集束狀片層組織(圖4f)。此外，對比圖4c與圖4f中的片層組織可以發(fā)現(xiàn)，2#試樣中的片層組織長度較短，尺寸在100～400 μm，4#試樣中的片層組織長度較長，尺寸在200～1 000 μm。

根據(jù)Appolair等人[7]的研究，片層組織是在β→α相轉(zhuǎn)變過程中的晶界α相上形核長大的，片層組織生長過程中若遇阻擋(如晶界或其他方向生長的片層組織或球狀α相組織)則停止生長。在圖4f中觀察不到明顯的晶界α相，說明該組織中存在光學(xué)顯微鏡下不易觀察到的亞晶和亞晶界。

圖5為3#和5#試樣在1 000、1 100、1 170 ℃下的原位觀察照片。實(shí)驗(yàn)中每個溫度點(diǎn)下保溫100 s，以便觀察不同溫度點(diǎn)下β晶粒的再結(jié)晶過程。通過原位觀察發(fā)現(xiàn)，3#試樣在1 000 ℃和1 100 ℃下均未形成β晶界，并且未發(fā)現(xiàn)晶界遷移。繼續(xù)升溫至1 170 ℃時才發(fā)現(xiàn)β晶界，但是β晶粒長大和β晶界的遷移速度均非常緩慢。5#試樣加熱至1 000 ℃時就出現(xiàn)了β晶界，繼續(xù)加熱至1 100 ℃時可以觀察到明顯的晶界遷移，并且此時晶界遷移速度快，可同時觀察到新生成的β晶界和原始β晶界消失，說明β晶粒的長大速度較快。

為了解2種類型組織晶粒長大和晶界遷移差異的原因，我們先對金屬晶體長大時晶界的遷移行為進(jìn)行分析。對于金屬晶體材料，大量的晶粒堆砌在一起構(gòu)成了充滿空間的連續(xù)體，晶粒之間沒有空隙、也沒有重疊，可借助凱爾文多面體來描述晶粒的形狀[8-9]。圖6給出了與實(shí)際多晶體晶粒形狀更接近的β型凱爾文十四面體，其多邊形表面包括了4個六邊形，8個五邊形和2個四邊形；此外還有36條棱邊，以及以多個棱邊交匯點(diǎn)為中心構(gòu)成的24個角隅。

圖5 3#、5#試樣在從1 000 ℃升溫至1 200 ℃過程中的組織演變Fig.5 Microstructure evolution of 3# and 5# spceimens during heating from 1 000 ℃ to 1 200 ℃：(a)3# 1 000 ℃；(b)3# 1 100 ℃；(c)3# 1 170 ℃；(d)5# 1 000 ℃；(e)5# 1 100 ℃；(f)5# 1 170 ℃

圖6 β型凱爾文十四面體示意圖Fig.6 Schematic diagram of β type of Kelvin’s tetrakaidecahedron

這種形狀的晶粒以14個多邊形表面與其他晶粒面面相連，每個棱邊由該晶粒2個表面多邊形共享，并與鄰接的其他2個晶粒連接，即每個棱邊由3個晶粒共享。每個角隅處會與鄰接的其他3個晶粒構(gòu)成的棱邊連接，即多晶體內(nèi)每個角隅處有4個棱邊匯集在一起，造成4個晶粒共享一個角隅。

在三維多晶體內(nèi)角隅的遷移是晶粒長大中的主要過程，其晶粒的平均半徑R、加熱溫度T、加熱時間t之間的關(guān)系如式(1)所示[10]：

(1)

式中，C為廣義遷移率；C0為角隅遷移的廣義遷移率常數(shù)；R0為加熱前平均的初始晶粒半徑；n為加熱時間的指數(shù)；ΔH為激活焓；k為玻爾茲曼常數(shù)。其中，C0表達(dá)式如式(2)所示：

(2)

式中，γb為單位面積的界面能；m0為與溫度無關(guān)的遷移率常數(shù)；Δy為與角隅連接的6個晶面上彎曲扇面的半徑。

材料產(chǎn)生強(qiáng)織構(gòu)的原因是其在再結(jié)晶長大前經(jīng)過大變形量的冷變形(如冷軋)，或者在再結(jié)晶溫度以上某一溫度范圍內(nèi)經(jīng)過大變形(如熱鍛等)，導(dǎo)致材料中的晶粒具有某種擇優(yōu)取向[11]。當(dāng)材料存在強(qiáng)織構(gòu)時，由于取向接近的晶粒之間的小角度晶界具有較低的遷移率m0和界面能γb，引起角隅遷移的廣義遷移率常數(shù)C0的下降，從而導(dǎo)致晶粒長大緩慢。因此，具有強(qiáng)織構(gòu)的3#試樣在不同溫度下的晶界遷移速度均慢于5#試樣。

3#試樣在加熱至1 000 ℃時的原位觀察中未發(fā)現(xiàn)明顯的晶界遷移，在1 170 ℃時才出現(xiàn)β晶界的緩慢遷移。因此，強(qiáng)織構(gòu)會阻礙晶粒再結(jié)晶長大，只有加熱至Tβ以上一定溫度時，晶粒才能再結(jié)晶長大。這也說明了當(dāng)再結(jié)晶的熱激活能足夠高時，可以抵消強(qiáng)織構(gòu)對晶粒再結(jié)晶長大的阻礙作用。

3 結(jié) 論

(1)使用共聚焦顯微鏡對TC4-DT鈦合金進(jìn)行原位觀察，當(dāng)加熱溫度大于500 ℃時，無需化學(xué)浸蝕即可以進(jìn)行原位觀察。

(2)TC4-DT鈦合金在950 ℃時α相開始轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，? 000 ℃時α相完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷?/p>

(3)強(qiáng)織構(gòu)對晶粒再結(jié)晶長大有阻礙作用。具有強(qiáng)織構(gòu)的TC4-DT鈦合金，即使升溫至相變點(diǎn)溫度以上時，仍可能觀察不到明顯的再結(jié)晶現(xiàn)象。只有加熱至Tβ以上一定溫度時，晶粒才能再結(jié)晶長大。